B 元素對8030 鋁合金組織性能的影響

武宇波，章 劍

（1.上海斯麟特種設(shè)備工程有限公司，上海 200041；2.上海理工大學(xué)，材料與化學(xué)學(xué)院，上海 200093）

在電線電纜生產(chǎn)和使用過程中，不僅需要高的導(dǎo)電性，還需要高的強度和硬度，以及良好的塑性變形能力。常用的合金化和復(fù)合材料強化法可以提高鋁合金的強度，但明顯降低了鋁合金的導(dǎo)電率和塑性。曾鵬等通過在鋁合金中添加微量合金元素發(fā)現(xiàn)，Mn、Ti、V、Zr 等可以起到沉淀強化的作用，提高合金的力學(xué)性能，唐文杰等通過在Al-4.5Cu合金中加入0.05 wt.%（wt.% 為質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）Sn 發(fā)現(xiàn)，人工時效后，合金的力學(xué)性能顯著提高。然而，細(xì)晶強化可以在不降低合金導(dǎo)電性的同時，適當(dāng)提高合金的強度和塑性，是鋁合金綜合性能提升的最佳方法之一。Xiao 等使用Al-5Ti-B 中間合金在鋁合金中添加適量的B 元素，明顯細(xì)化了鋁合金組織，在保持強度的同時明顯提高了導(dǎo)電率。

本文通過添加不同含量的B 元素，經(jīng)過均勻化退火和冷變形，研究了B 元素含量對AlFeSiCuB 鋁合金的組織、抗拉強度和導(dǎo)電率的影響。期望通過本研究，獲得較佳的組織和力學(xué)性能匹配的較佳B 元素的添加量，找到AlFeSiCuB 鋁合金的導(dǎo)電性能和力學(xué)性能的平衡點，獲得較佳的成分組成，為工業(yè)生產(chǎn)提供技術(shù)支撐和數(shù)據(jù)積累。

1 試驗過程

1.1 熔煉

鋁合金在坩堝電阻爐中進(jìn)行熔煉，原材料選用8030（AlFeSi）鋁合金桿、Al-50Cu 和Al-3B 中間合金，同時采用商用精煉劑、覆蓋劑和清渣劑進(jìn)行精煉。熔煉開始前，對所用坩堝、工具和原材料進(jìn)行烘干處理；熔煉時，按照8030（AlFeSi）鋁合金桿、Al-50Cu 中間合金，Al-3B 中間合金的順序添加原料，設(shè)定溫度為750～760 ℃；完全熔化后，在加入覆蓋劑（50 wt.%NaCl+50 wt.%KCl）覆蓋，并將溫度降低到720 ℃，同時進(jìn)行緩慢攪拌，防止破壞熔體表層，減少金屬液面與空氣接觸，防止吸氣。保溫20 min后加入精煉劑，精煉10 min后加入清渣劑，繼續(xù)保溫15 min，完成澆鑄。澆鑄過程中，要保持熔體平穩(wěn)，不中斷，防止液面翻動。待完全凝固、完全冷卻后，取出鑄錠，對樣品進(jìn)行成分分析和表面缺陷檢查。

合金成分設(shè)計以8030（AlFeSi）鋁合金為基礎(chǔ)，添加0.30 wt.%Cu 元素，添加0.001～0.006 wt.%B 元素的AlFeSiCuB 鋁合金成分設(shè)計如表1 所示。

表1 AlFeSiCuB 鋁合金成分設(shè)計Tab.1 Composition design of the AlFeSiCuB Al alloys

1.2 冷加工與熱處理

制備的AlFeSiCuB 鋁合金在箱式爐中按照5 ℃/min 的升溫速率升溫至510 ℃，并保溫24 h，然后空冷。按照30%、50%、70%、90%的變形量對均勻化處理后的樣品進(jìn)行冷軋變形，然后在管式爐中260 ℃保溫1 h 進(jìn)行時效處理。

1.3 測試與分析設(shè)備

用于均勻化處理和時效處理的管式爐的型號為OTF-1200X、最高加熱溫度為1 150 ℃；采用Z100HT 型金屬材料萬能試驗機，按照5 mm/min 的拉伸速率測試抗拉強度；采用HD-103 型數(shù)字渦流導(dǎo)電儀分析導(dǎo)電率；采用Tecnai G2 F30（加速電壓300 kV）型透射電子顯微鏡（transmission electron microscopy，TEM）和FEI Quanta 450（加速電壓200 V～30 kV）型掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察微觀形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 B 元素對合金微觀組織的影響

圖1 為不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金鑄態(tài)顯微組織的金相圖。從圖1 中可以看出，隨著B 元素含量的增加，AlFeSiCuB 鋁合金的晶粒尺寸逐漸減小。如圖1（a）所示，當(dāng)不添加B 元素時，鋁合金的組織比較粗大，晶界也比較粗大，晶界上存在大量的雜質(zhì)元素，而添加B 元素后，鋁合金的晶粒變小，晶界也變得更加細(xì)小、干凈，如圖1（b）～圖1（d）所示。這是由于添加一定量的B 元素后，一方面凈化了基體，降低了雜質(zhì)含量，減少了雜質(zhì)在晶界上的聚集，從而使晶界變得更加細(xì)??；另一方面，B 元素可以起到變質(zhì)劑的作用，細(xì)化晶粒，使合金的晶粒變得更加細(xì)小。

圖1 不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金鑄態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructures of the as-cast AlFeSiCuB Al alloys with B different element contents

圖2 是不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金經(jīng)過510 ℃保溫24 h 均勻化退火后的顯微組織的金相圖。從圖2 中可以看出，AlFeSiCuB 鋁合金的晶界明顯變變得更為干凈，但合金的晶粒大小沒有明顯的變化。這是由于合金元素和雜質(zhì)元素在鋁基體中固溶度不同，在凝固過程中，這些元素在晶界處析出，聚集在晶界處；經(jīng)過均勻化處理后，聚集在晶界處的元素經(jīng)過長時間的擴散，均勻地擴散到基體中，從而使晶界更加干凈。而在均勻化處理時，由于合金沒有發(fā)生晶?；?，提供的再結(jié)晶驅(qū)動力很小，合金未發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長大，合金的晶粒未發(fā)生明顯的尺寸變化。

圖2 不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金均勻化顯微組織Fig.2 Microstructures of the homogenized AlFeSiCuB Al alloys with B different element contents

圖3 是90%冷軋變形的AlFeSiCuB 鋁合金的TEM 圖。從圖3（a）中可以看出，未添加B 元素時，晶界處存在一定數(shù)量的雜質(zhì)，這些雜質(zhì)的存在，起到釘扎位錯的作用，加上晶界比較粗大，阻礙了位錯的運動，導(dǎo)致位錯在晶界處塞積，形成位錯包，如圖3（a）所示。添加B 元素后，由于B 元素的凈化作用，降低了晶界處的雜質(zhì)含量，且晶界也變的更細(xì)，對位錯的阻礙作用大大降低，位錯數(shù)量減少，尤其是B 元素含量達(dá)到0.06 wt.%時，位錯密度明顯降低。

圖3 不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金經(jīng)90%冷軋變形的TEM 圖Fig.3 TEM images of the AlFeSiCuB Al alloys with different B element contents after 90% cold rolling deformation

2.2 B 元素含量對合金力學(xué)性能的影響

表2 和圖4 為添加B 元素后，不同冷軋變形量下的AlFeSiCuB 鋁合金的抗拉強度和70%變形后的伸長率。從表2 和圖4 可以看出，隨著B 元素含量的增加，AlFeSiCuB 鋁合金的抗拉強度逐漸升高。均勻化退火態(tài)的AlFeSiCuB 鋁合金中B 元素含量從0 增加到0.04 wt.%，抗拉強度從79.7 MPa升高到94.1 MPa，升高了18.1%，而經(jīng)過70%變形后，抗拉強度從135.7 MPa 升高到159.7 MPa，升高了17.7%。隨著B 元素含量的進(jìn)一步增加，AlFeSiCuB鋁合金的抗拉強度明顯降低，經(jīng)過不同變形量變形后，也存在類似的變化規(guī)律。這是由于B 元素對合金的凈化作用，隨著B 元素含量的增加，凈化效果也逐漸明顯，提高了AlFeSiCuB 鋁合金的抗拉強度，當(dāng)B 元素含量達(dá)到飽和后，就會變成雜質(zhì)，影響AlFeSiCuB 鋁合金的抗拉強度。而從70%變形量的AlFeSiCuB 鋁合金的伸長率來看，總體上，隨著B 元素含量的增加而增加，一方面是由于B 元素凈化了基體，另一方面細(xì)化了AlFeSiCuB 鋁合金的組織，起到細(xì)晶強化的作用，同時提高了AlFeSiCuB鋁合金的抗拉強度和伸長率，AlFeSiCuB 鋁合金的伸長率隨著B 元素含量的增加而增加，這也和圖1 所示的結(jié)果一致。

表2 不同冷軋變形量的AlFeSiCuB 鋁合金的抗拉強度（MPa）Tab.2 Tensile strength of the AlFeSiCuB Al alloys with different cold rolling deformations (MPa)

圖4 不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金的抗拉強度和70%變形量的伸長率Fig.4 Tensile strength and elongation at 70% deformation of AlFeSiCuB Al alloys with different B element contents

隨著冷軋變形量的增大，AlFeSiCuB 鋁合金的抗拉強度逐漸升高。B 元素含量為0.04 wt.%的AlFeSiCuB 鋁合金的變形量從0 增加到70%時，合金的抗拉強度從94.1 MPa 升高到159.1 MPa，升高了69%，提高非常明顯。這是由于變形導(dǎo)致晶粒發(fā)生變形，產(chǎn)生大量的晶格畸變，起到加工硬化的作用，從而提高了AlFeSiCuB 鋁合金的抗拉強度。

圖5 為不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金在鑄態(tài)和均勻化態(tài)的導(dǎo)電率。從圖5 可以看出，隨著B 元素含量的增加，鑄態(tài)合金的導(dǎo)電率先升高后降低，這和合金的抗拉強度變化規(guī)律一致，證明了B 元素含量達(dá)到0.04 wt.%時，B 元素的凈化基體和細(xì)晶強化作用達(dá)到峰值，是較佳的添加量。而經(jīng)過均勻化退火后，合金的導(dǎo)電率總體上也逐漸增加，B 元素含量從0.04 wt.%增加到0.06 wt.%，合金的導(dǎo)電率增加了0.3 %IACS，這與鑄態(tài)的規(guī)律不完全一致，這是由于均勻化退火后，富集在晶界上的多余的B 元素，擴散變的均勻，降低了對電子的散射，從而提高了合金的導(dǎo)電率。

圖5 不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金的導(dǎo)電率Fig.5 Conductivity of the AlFeSiCuB Al alloys with different B element contents

圖6 為不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金經(jīng)過70%冷軋變形的拉伸斷口形貌。從圖6 中可以明顯看出，合金的斷口上存在大量的韌窩，為明顯的韌性斷裂，斷裂機制為微孔聚集型。隨著B 元素含量從0 增加到0.04 wt.%，斷口上的韌窩從深淺不一、分布不均勻變得更加均勻，B 元素含量增加到0.06 wt.%時，斷口上的韌窩分布不再均勻，出現(xiàn)了一定數(shù)量的空洞和夾雜等缺陷，這些缺陷的存在降低了合金的抗拉強度，這與合金的抗拉強度變化規(guī)律一致。

圖6 不同B 元素含量的AlFeSiCuB 鋁合金經(jīng)70%冷軋變形的斷口形貌Fig.6 Fracture morphologies of the AlFeSiCuB Al alloys with different B element contents after 70% cold rolling deformation

3 結(jié)論

本文研究了B 元素含量對AlFeSiCuB 鋁合金的組織和性能的影響，結(jié)果如下：

（1）B 元素起到明顯細(xì)化晶粒和凈化晶界的作用，晶界變的更加細(xì)小、干凈，經(jīng)過均勻化退火處理后，晶界上富集的元素擴散到晶內(nèi)，晶界也變的更為干凈。

（2）隨著B 元素含量的增加，經(jīng)均勻化退火后，合金的抗拉強度先升高后降低，當(dāng)B 元素含量為0.04 wt.%時，抗拉強度達(dá)到最大值，為94.1 MPa；而由于均勻化退火使晶界處的合金元素降低，合金的導(dǎo)電率也逐漸增大。